1Cr18Ni9Ti不锈钢焊接熔池的组织模拟

收稿日期:2007-12-21基金项目:国家自然科学基金资助项目(50505019)1Cr18Ni9T i 不锈钢焊接熔池的组织模拟赵玉珍1,　赵海燕2,　史耀武3(1.清华大学材料科学工程系,北京　100084;2.清华大学机械系,北京　100084;3.北京工业大学材料学院,北京　100022)摘　要:运用晶界演化G rain boundary ev olution 模型,利用PH OE NICS 软件计算在不同焊接参数下1Cr18Ni9T i 不锈钢TIG 焊接温度场,采用VB 语言编制程序模拟了焊缝中柱状晶的生长。

结果表明,熔池形状和尺寸影响了柱状晶的生长方向,熔池长宽比越大,晶粒的生长方向越垂直于焊缝中心,晶粒短而直;长宽比越小,熔池形状越接近圆形,晶粒的弯曲程度越大,晶粒长而弯。

G rain boundary ev olution 模型能准确地模拟不锈钢焊缝中柱状晶的生长形态,与试验结果中的柱状晶的生长形态吻合较好。

关键词:G rain boundary ev olution 模型;组织模拟;焊缝凝固;不锈钢中图分类号:TG 402 文献标识码:A 文章编号:0253-360X (2008)12-0013-04赵玉珍0　序 言M onte 2Carlo (MC )方法、Cellular Automaton (C A )法和相场法是国内外研究者模拟晶粒生长的主要方法。

Y ang [1]用MC 方法模拟了纯T i 元素的G T A 焊接接头热影响区的晶粒长大。

Shi [2]也用MC 方法模拟了超级钢脉冲焊接接头热影响区的晶粒长大。

而对于焊接熔池的凝固组织的模拟,国内外的研究较少。

G andin 和Rappaz [3,4]应用C A 模型,在铸件的凝固组织模拟方面作了很多研究,C A 模型模拟了定向凝固过程,也被应用于模拟激光焊接过程中的二维晶粒的生长。

作者运用G rain boundary ev olution (G BE )模型[5],采用VB 语言,编制计算程序,利用PH OE NICS 软件计算的TIG 焊接温度场,模拟奥氏体不锈钢焊缝中的柱状晶生长。

1　建立模型在焊缝凝固过程中,择优生长是晶粒生长的重要特征。

晶粒生长遵守“最佳方向”准则,如图1a 所示为奥氏体不锈钢焊缝的表面形貌,晶粒沿散热最快的方向生长,枝晶生长方向与温度梯度之间的夹角最小。

在焊接热源的移动过程中,温度梯度的方向随着熔池凝固前端的变化而产生相应的变化,因此,枝晶在生长过程中,其生长方向与温度梯度的夹角也会产生变化,如图1b 所示。

图1　1Cr18Ni9T i 焊缝表面枝晶生长方向Fig.1　Dendritic growth direction on sur face of 1Cr18Ni9T isteel weld对于典型合金,熔化范围为50K,枝晶尖端的过冷度为10K,固相线和液相线之间的距离相差很小,因此凝固前端可近似用液相线来表示。

作者采用PH OE NICS 软件模拟得到的焊接熔池的液相线形状和尺寸,随机分布晶粒的大小和晶界初始位置,计算出一个时间步长后新晶界的位置,通过叠加每一个时间步长内的晶界位置即模拟晶界的移动来得到晶粒生长。

新晶界在一个时间步长内的移动位置与第29卷第12期2008年12月焊　接　学　报TRANS ACTI ONS OF THE CHI NA WE LDI NG I NSTIT UTI ONV ol.29　N o.12December 2008晶粒的生长方式有关。

Ploshin 和Bergmann 提出的G BE 模型中的晶粒生长方式如图2所示。

晶粒1和晶粒2相邻,晶粒2的生长方向与此处的温度梯度G 的方向一致或较为一致(即晶粒2的生长方向与温度梯度G 之间的夹角最小)。

晶粒1和晶粒2的生长方向与温度梯度的夹角分别定义为θ1和θ2。

假设在时间步长t b 内,新晶界位于与温度梯度成夹角θb 的一条线上。

开始时,晶界位置在液相线T (x ,y ,t )=T L 处,经过时间t b 后,晶界到达液相线T (x ,y ,t +t b )=T ′L 处。

如果能确定等温线的位置,并且计算出晶界图2　一个时间步长内两相邻晶粒的晶界演变的假设Fig.2　Evolution a ssumptions of boundary between twoneighboring grains during a short time step处的温度梯度G 的方向,利用夹角θb ,那么新的晶界位置就可以计算出来。

在图2中,把图2a ,b ,c 定义为汇聚生长,图2d 定义为分散生长。

若为汇聚生长,依据“最佳方向”准则θb =θ2,在这些情况下新晶界位置沿着晶粒2的生长方向在晶粒边界处变化,若为图2d 分散生长,计算θb 时稍有难度,因为两个晶粒之间就会产生一个开放的区域,在这种情况下,假设新晶界位置沿着此处的温度梯度的方向变化。

根据以上假设情况,夹角θb 为θb =θmin ,if θ1×θ2≥00,　if θ1×θ2<0and θ1-θ2>00min ,if θ1×θ2<0　and θ1-θ2≤0(1)式中:θb 取θ1和θ2中的最小值。

所有角的大小和符号与此处温度梯度有关。

式(1)表明了两个相邻晶粒在一个时间步长t b 内晶界位置的变化,晶粒生长可以通过叠加每一个时间步长内的晶界位置来模拟。

晶粒的初始位置由模拟得到的温度场液相线决定,开始计算时,先在液相线上随机赋予一组大小不等的晶粒,熔池向前移动时,根据程序产生新的晶粒并参与共同生长。

每一个时间步长内,都要计算任一对相邻晶粒在它们共同的晶界上的温度梯度的方向。

然后,计算出晶粒生长方向与温度梯度的夹角,最后根据式(1)计算新的晶界位置。

每一个晶粒都有两个相邻晶粒,只要晶粒与液相接触,晶粒就要参与计算。

每一个时间步长内都要证明晶粒是否停止生长。

如果满足条件,晶粒停止生长并从计算中去除。

这种方法能模拟任意所需长度的焊缝。

计算流程如图3所示。

2　模拟结果及试验验证晶粒生长的模拟过程用VB 语言来编制计算程序,钨极氩弧焊不同焊接参数下的焊接熔池液相线的形状及尺寸是用PH OE NICS 软件模拟计算得出的结果。

1Cr18Ni9T i 钢的焊接工艺参数和用PH OE N 2ICS 模拟计算的熔池长宽比如表1所示。

表1　焊接工艺参数及模拟出的熔池长宽比Table 1　Length/width ratio of weld pool under different weld 2ing parameters 试样编号电流I /A电压U /V焊接速度v /(m ・h -1)长宽比(L/W )12150100141215.910.01.451.2114　焊　接　学　报第29卷图3　程序流程图Fig.3　Flow chart of the algorithm图4和图5分别为试验和模拟的1号试样和2号试样(1Cr18Ni9T i )在不同焊接工艺参数下的焊缝中柱状晶的生长形态及测出的距焊缝中心不同位置处的晶粒生长方向与焊接方向之间的夹角变化。

可以看出,模拟出的晶粒的生长方向及形态与试验观察结果较为一致,因此模拟结果和试验结果吻合较好。

研究还发现,熔池形状不同即熔池长宽比L/W 不同,柱状晶的生长方向也不同。

长宽比L/W 越大,晶粒的生长方向就越接近垂直于焊缝中心生长;L/W 越小,晶粒沿焊接方向生长。

1号试样的熔池长宽比L/W =1.45,晶粒的生长方向与焊接方向的夹角大,柱状晶沿垂直于焊缝的方向生长;2号试样的熔池长度比L/W =1.21,晶粒生长方向与焊接方向的的夹角小,柱状晶沿焊接方向弯曲生长。

可以图4　1号试样的柱状晶生长形态Fig.4　Solidified structure of weld sample1图5　2号试样的柱状晶生长形态Fig.5　Solidified structure of weld sample 2第12期赵玉珍,等:1Cr18Ni9T i 不锈钢焊接熔池的组织模拟15看出,L/W越大,熔池形状沿焊接方向拉长的程度越大,晶粒的生长方向就越接近垂直于焊缝中心线,晶粒就越短而直;L/W越小,熔池形状越接近圆形,晶粒的弯曲程度越大,晶粒就越长而弯。

可见,熔池形状影响了柱状晶的生长方向。

3　结 论(1)通过晶界演化的G BE模型能准确地模拟不锈钢焊缝中柱状晶的生长形态,与试验结果较为吻合。

(2)熔池形状和尺寸影响了柱状晶的生长方向。

熔池长宽比L/W越大,晶粒的生长方向就越垂直于焊缝中心,晶粒短而直;L/W越小,熔池形状越接近圆形,晶粒的弯曲程度越大,晶粒就越长而弯。

参考文献:[1]　Y ang Z,E lmer J W,W ong J,et al.Ev olution of titaniumarc weldmentmacro and m icrostructures2m odeling and real time mapping of phase [J].W elding Journal,2000,79(4):97s-112s.[2]　Shi Y,Chen D,Lei Y,et al.HAZ m icrostructure simulation in2welding of a ultra fine grain steel[J].C om putational M aterials Sci2 ence,2004,31(3-4):379-388.[3]　G andin C A,Rappaz M,T intillier R.32Dimentional simulation of thegrain formation in investment castings[J].M etallurgical T ransactions, 1994,25A(3):629-635.[4]　G andin C A,Rappaz M,T intillier R.A coupled finite element2cellularautomaton m odel for the prediction of dendritic grain structures in s olid2 ification process[J].Acta M ateralia,1994,42(7):2233-2246. [5]　Bergmann H W,M ayer S.T exture ev olution in laser beam welds un2derg oing the planar s olidification m ode[C]∥Cerjak H.M athematical M odeling of the W eld Phenomena4.London:The Institute of M ateri2 als,1999:166-183.作者简介:赵玉珍,女,1974年出生,博士,讲师。